Металлические композиционные материалы на основе алюминиевых сплавов, армированных керамическими частицами tib2

 

Изобретения относятся к производству металлических композиционных материалов, которые могут быть использованы в аэрокосмической и автомобильной промышленности, благодаря их высокой прочности, ударной вязкости, малому удельному весу и возможности продолжительного срока службы. Предложен способ изготовления металлического композиционного материала на основе алюминиевого сплава, армированного керамикой, включающий объединение расплава алюминиевого сплава с расплавом флюса в инертной атмосфере, отличающийся тем, что керамическую фазу предварительно смешивают с флюсом для снижения парциального давления кислорода и проводят плавление смеси в инертной атмосфере совместно со сплавом на основе алюминия для диспергирования в нем керамической фазы. Керамическая фаза предложенного материала содержит, например, диборид титана. Флюс для формирования предложенного металлического композиционного материала в качестве основы содержит литий или магний. Техническим результатом изобретения является повышение долговременной высокотемпературной надежности композиционного материала. 2 с. и 20 з.п. ф-лы, 2 ил.

Настоящее изобретение относится к производству металлических композиционных материалов на основе алюминиевых сплавов, армированных керамическими частицами TiB₂.

Использование легкосплавных материалов в конструкционных инженерных применениях обусловлено их прочностью, ударной вязкостью и, прежде всего, их специфических модулей. Поэтому аэрокосмическая и автомобильная промышленности пожинают плоды важных побудительных мотивов: экономии топлива и продолжительности срока службы компонентов. В последние два десятилетия или около этого появился новый тип материала, который основан на армировании высокотемпературными керамическими материалами с низкой плотностью, а именно: волокнами карбида кремния, окиси алюминия и углерода. Армирование осуществляется этими материалами либо в форме частиц, либо в форме волокон, в результате чего достигается значительное снижение плотности, коэффициента термического расширения и улучшения значения модуля Юнга. Комбинаторный эффект свойств матрицы и армировки поэтому можно видеть в металлических композиционных материалах. На основе экспериментов в лабораторном масштабе разработаны новые технологии изготовления металлического композиционного материала, а именно: распыление-формование алюминиевого сплава/SiC, прессование и пропитка заливкой заготовки армированного волокном металлического композиционного материала, включающие технологии смешивания порошка и экструзионной обработки. Смотри, например, статью T.W.Clyne and P.J.Withers: An Introduction to Metal-Matrix Composites, Cambridge Solid-state Science Series, Cambridge University Press, 1993, pp.318-359.

Эти способы предлагают потенциальные преимущества как в смысле выгодности, так и в смысле свойств материалов. Кроме того, лабораторные способы теперь стали доступными для мелкосерийного промышленного производства материалов, и, следовательно, вышеописанные способы производства металлического композиционного материала конкурируют с любыми другими способами.

Экспериментальные данные также указывают на несколько проблем, ведущих к образованию дефектных структур, таких как образование раковин и пустот в процессе пропитки жидким металлом и реакции волокно-металл или разориентирование волокна в процессе прессования заготовки. В процессе напыление-прессование, который представляет собой быструю закалку двухфазной смеси, а именно, жидкого металла и тонкоизмельченной керамики, стоимость изготовления материала является высокой. Кроме того, прессованные с напылением заготовки требуют дополнительной обработки, поскольку обладают пористостью в широком диапазоне, и заготовки не могут прессоваться в сложные формы в процессе распыления-формования. Сравнение по стоимости показывает, что процесс экструзии порошка обеспечивает получение материала очень высокой стоимости. Новые технологии тем не менее используются при изготовлении разнообразных потребительских спортивных товаров, стоимость изготовления которых слишком не оправдана. Смотри, например, статью T.W.Clyne and P.J.Withers: An Introduction to Metal-Matrix Composites, Cambridge Solid-state Science Series, Cambridge University Press, 1993, pp. 459-470.

При использовании вышеупомянутых технологий стоимость автомобильных и аэрокосмических компонентов еще не является оправданной, и по этой причине рынок металлических композиционных материалов для автомобильного и аэрокосмического и других инженерных применений все еще остается неопределенным. Стоимость производства автомобильных и аэрокосмических конструктивных инженерных компонентов, однако остается неблагоприятно высокой и, следовательно, рынок для этих компонентов из металлических композиционных материалов фактически не существует.

Не говоря уже о высокой стоимости производства материалов, полученных посредством вышеупомянутых способов, остаются нерешенными намного более фундаментальные проблемы, касающиеся долговременной надежности Al-SiC компонентов, особенно для высокотемпературных применений. При продолжительном воздействии высокотемпературных условий работы алюминиевая матрица имеет тенденцию к реагированию с SiC в течение всего периода работы. Карбид алюминия, который также легко образуется в виде охрупченного слоя на границе раздела матрица-армировка в процессе жидкофазной обработки, неблагоприятно воздействует на высокотемпературную ударную вязкость композиционного материала. Карбид алюминия также восприимчив к воздействию влаги и гидролизуется до гидроокиси алюминия, при этом газообразным продуктом реакции является метан. Известно, что такое воздействие влаги вызывает коррозию вокруг частиц SiC и поверхности раздела углеродное волокно-матрица. В результате компонент может быть значительно ослаблен. Ударная вязкость и усталостная прочность материала, являясь наиболее важными свойствами деталей машиностроения, испытывают неблагоприятное вредное воздействие вследствие присутствия охрупченного слоя фазы карбида алюминия. Поэтому остается вопрос о долговременной высокотемпературной конструкционной надежности композиционных материалов алюминий/SiC и Al/углеродное волокно.

Дополнительные проблемы рециклирования композиционных материалов Al/SiC и Al/углерод также возрастают вследствие нежелательного присутствия кремния и углерода в металлической фазе. Ожидается, что это создаст накопление запасов нерециклируемых композиционных материалов на основе алюминиевых сплавов, что также внесет свой вклад в общую стоимость композиционных материалов.

В последнее время было установлено, что материалы на основе титана являются многообещающими кандидатами для изготовления композиционных материалов. Диборид титана и карбид титана традиционно использовались для модифицирования алюминиевых сплавов. Известно, что керамическая фаза микроструктурно приспосабливается к металлической матрице, обеспечивая значительное улучшение механических свойств сплава, которые едва ли достижимы при армировании волокнами SiC и углерода. Диборидная керамическая фаза не реагирует агрессивно с жидким металлом для образования промежуточного слоя охрупченной фазы. Технология диспергирования диборидной фазы, использующая плавление и литье алюминиевого сплава в воздухе, является хорошо испытанной методикой в течение последних 50 лет в алюминиевой промышленности при изготовлении модифицированных лигатур и мелкозернистых отливок алюминиевых сплавов для штамповки. Реакцией модифицирования является следующая реакция: 4Al_liq + TiB₂ = Al₃Ti + AlB₂, (1) которая является важным аспектом TiB₂ и относится к дисперсии керамической фазы в металлической фазе. И AlB₂, и/или смесь диборида (Al,Ti)B₂, которые образуются в результате реакции модифицирования, являются изоморфными с TiB₂ и, следуя правилу Хьюма-Ротери, проявляют повышенную растворимость.

Эта твердая боридная фаза, имеющая идентичную TiB₂ кристаллическую структуру, межфазно и кристаллографически совместима со сплавом матрицы. Это является одной из причин, по которой модифицированный алюминиевый сплав проявляет повышенные усталостные свойства вследствие смыкания или сращивания границ зерен и дислокаций за счет комплексной боридной фазы, характерные особенности этого также видны в высокотемпературных жаропрочных сплавах. Вследствие благоприятной межфазной реакции и низкой растворимости сложных боридов в матрице Al-TiB₂ композиционный материал может лучше проявлять высоко- и низкотемпературные усталостные свойства и прочность на излом и разрушение. Некоторые механические свойства металлических композиционных материалов из отлитого и отожженного алюминиевого сплава с TiB₂ рассмотрены в патенте Великобритании GB-A-2259308. Карбид титана способствует улучшению свойств таким же образом, как и TiB₂, но в меньшей степени.

В последнее время компанией London Scandinavian Metallurgical (LSM) Company разработана технология диспергирования керамики in situ, о чем сообщалось в патентах Великобритании GB-A-2257985, GB-A-2259308 и GB-A-2259309. Этот способ использует флюсовую смесь K₂TiF₆ и KBF₄ в контакте с расплавом алюминия. Химическая процедура диспергирования TiB₂ в алюминиевых сплавах представляет собой развитие реакции модифицирования: K₂TiF₆ + 2KBF₄ + (3+1/3)Al = TiB₂ + (3+1/3)K₃AlF₆ + 2 AlF₃ (2) При этой технологии in situ, также называемой технологией реактивного литья, керамическая фаза (TiB₂) образуется посредством химической реакции (2) и затем рассеивается в расплаве сплава.

Патентные публикации отмечают, что в результате этой процедуры получают улучшенный литой алюминий/TiB₂ продукт с максимальным значением объемной фракции керамической фазы, составляющим 9 объемных процентов (смотри GB-A-2257985). С тех пор ни одна из исследовательских групп в мире не сообщала больше об улучшении объемной фракции диборида титана.

Известен способ изготовления металлического композиционного материала на основе алюминиевого сплава, армированного керамикой, включающий объединение расплава алюминиевого сплава с расплавом флюса в инертной атмосфере (GB 1431882).

Согласно одному из аспектов настоящего изобретения предусмотрен способ изготовления металлического композиционного материала на основе алюминиевого сплава, армированного керамикой, включающий объединение расплава алюминиевого сплава с расплавам флюса в инертной атмосфере, отличающийся тем, что керамическую фазу предварительно смешивают с флюсом для снижения парциального давления кислорода и проводят плавление смеси в инертной атмосфере совместно со сплавом на основе алюминия для диспергирования в нем керамической фазы. Процесс обеспечивает более высокий выход объемных фракций TiB₂ в алюминиевых сплавах, чем LSM процесс.

В предпочтительном варианте дисперсия или рассеяние TiB₂ керамической фазы в жидких алюминиевых сплавах достигается посредством технологии, использующей расплав флюса, в частности фторидов, а также флюсовых смесей оксид/фторид, которые могут использоваться для диспергирования или рассеяния керамической фазы в расплавы алюминиевых сплавов. Это называется диспергированием или рассеянием ex situ керамических частиц TiB₂ в алюминиевые сплавы. В этой технологии керамическую фазу смешивают с порошком подходящего флюса и плавят вместе с фазой сплава для рассеяния в инертной атмосфере. Расплав флюса облегчает дисперсию керамической фазы в расплаве алюминия за счет снижения межфазной энергии между флюсом, металлом и керамической фазой. В технологии ex situ свойства сразу же после литья Al-TiB₂ композиционных материалов определяются свойствами порошков, подаваемых в ванну посредством расплава флюса. Объемный процент керамической фазы (TiB₂) пропорционален весовому проценту TiB₂ в исходном флюсе перед плавлением. Технология поэтому может обеспечить получение более высокого объемного процента (> 30%) дисперсии керамики в матрице алюминиевого сплава.

В дополнение к технологии ex situ, основанной на обработке расплава фторидного флюса расплавленным алюминием, авторы также разработали уникальный способ формирования in situ керамической фазы, который также значительно улучшает дисперсию керамической фазы. Новая технология in situ радикально отличается от способа реактивного литья, разработанного LSM, в смысле химических составов выбранного флюса, конструирования микроструктуры посредством манипулирования составами сплава и флюса, размера и распределения размеров полученной керамической фазы и принятой технологии обработки. Описанная выше технология предлагает новый способ литья и профилирования слитков металлических композиционных материалов с диапазоном объемных фракций дисперсии керамической фазы. И размер, и распределение размеров керамической фазы также могут регулироваться посредством описанной выше технологии in situ. Максимальный объемный процент в гомогенной структуре керамической фазы может достигать 60% TiB₂ в матрице из алюминиевого сплава.

Для увеличения дисперсии TiB₂ было разработано множество новых составов флюсов, неизвестных до настоящего времени в цехах для литья алюминиевого сплава. Из технологии in situ получен совершенно новый диапазон материалов на основе Al-TiB₂, в котором свойства литых материалов определяются составом флюса, химией фазы сплава и атмосферой плавки.

В этой новой технологии дисперсии in situ, использующей расплав флюса, металлический кальций и магний, растворенный либо в фазе расплава, либо в расплаве флюса, восстанавливает MBF₄ и M₂TiF₆ с одновременным получением TiB₂, KF, MgF₂ и CaF₂. Здесь М обозначает Li, Na, K и т.п. Во флюс также могут быть добавлены Mg и Ca в качестве ингредиентов для дисперсии керамической фазы. Флюс также может быть модифицирован для введения ионов Zr вместо Ti. И ионы Ti, и ионы Zr также могут одновременно присутствовать во флюсовой фазе. Химические реакции в инертной или частично восстановительной атмосфере: 2KBF₄ + K₂TiF₆ + 5{Ca}_{растворенный} = 5{CaF₂} + 4KF + TiB₂ (3) 2KBF₄ + K₂TiF₆ + 5{Mg}_{растворенный} = 5{MgF₂} + 4KF + TiB₂ (4) термодинамически более выгодны, чем реакция восстановления K₂TiF₆ и KBF₄ металлическим алюминием в воздухе, как предлагается в LSM процессе. Алюмотермическое восстановление фторидов в воздухе и обогащенной кислородом атмосфере не является новой концепцией, поскольку этот принцип использовался при модифицировании алюминиевого сплава в течение последних 40-50 лет. LSM процесс является развитием реакции модифицирования алюминиевых сплавов. Для выгодного изготовления TiB₂ большие термодинамически выгодные движущие силы для процесса металлотермического восстановления Al, Mg и Ca могут быть получены только путем обеспечения частичного восстановления или инертной атмосферы с тем, чтобы реактивные металлы не окислялись и полностью участвовали в восстановительных реакциях (3) и (4). Термодинамически выгодные движущие силы для восстановительной реакции обеспечивают возможность регулирования размеров кристаллов TiB₂ в дисперсном состоянии путем регулирования процесса образования центров кристаллизации, которые сильно зависят от свободной энергии Гиббса и поверхностной энергии. Воздух в качестве технологической атмосферы неблагоприятно воздействует на процесс дисперсии посредством увеличения окисления TiB₂, рассеянного в алюминиевом сплаве, и посредством неблагоприятного изменения межфазной или граничной энергии между керамической и металлической фазами.

В варианте, в котором используется литий и флюсы на основе фторидов и галидов, литий может быть восстановлен с получением сплавов на основе Al-Li и Al-Mg соответственно.

Оба способа ex situ и in situ диспергирования керамической фазы в расплав алюминия могут легко использоваться для производства большого разнообразия конструкционных материалов для автомобильного, аэрокосмического и трибологического применений.

Предпочтительнее, чтобы инертная атмосфера, по существу, не содержала азота. Атмосфера может содержать кислород и влагу в сумме не более чем 1,0% по объему. Однако в предпочтительном варианте атмосфера содержит кислород и влагу в сумме менее чем 1,0% по объему.

Для технологии ex situ способ может включать этапы диспергирования керамической фазы в жидкий алюминий или алюминиевый сплав в инертной атмосфере, смешивание керамической фазы с флюсом, при этом флюс предназначен для снижения парциального давления кислорода, и расплавление смеси вместе с фазой алюминия или алюминиевого сплава для рассеяния. Керамическая фаза может содержать диборид титана.

Для технологии in situ способ может включать этапы диспергирования диборида титана путем восстановления содержащих титан и бор расплавленных фторидов расплавленным алюминием или алюминиевым сплавом, или реактивными металлами, такими как Mg, Ca, присутствующими в сплаве или флюсе.

Флюс, предпочтительнее, содержит порошок восстановителя из металлического кальция или металлического магния. Флюс может быть фторидным флюсом и должен обладать растворимостью для кислорода в форме окиси алюминия.

Преимущественнее, флюсом является криолит, полученный либо после реакции in situ M₂TiF₄ и M₂BF₄ или других щелочных или щелочноземельных металлов или фторидов, или добавленный в виде собственно флюса при плавлении алюминия. Способ, предпочтительнее, содержит Zr в фазе сплава в качестве реагента для образования внешних граней керамического кристалла, и Zr может быть заменен либо Hf, либо Cr. Флюс может восстанавливаться либо растворенным Ca, либо растворенным Mg, либо обоими. Алюминиевый сплав, предпочтительнее, плавится в атмосфере газообразного аргона или газовой смеси аргон/водород.

Согласно другому аспекту настоящего изобретения предусмотрен армированный керамикой металлический композиционный материал на основе алюминиевого сплава, содержащий армирующую керамическую фазу диборида титана с размером дисперсных частиц от микрона до нанометра в сплаве.

В предпочтительном варианте объемный процент керамической фазы составляет от 0% до 60%, и размер частиц диборида титана составляет менее чем, по существу, 5 мк, наиболее предпочтительно, менее чем, по существу, 2 мк, и они, по существу, равномерно распределены в матрице.

Согласно еще одному аспекту настоящего изобретения предусмотрен флюс для формирования армированного керамикой металлического композиционного материала на основе алюминиевого сплава, содержащий смесь M₂TiF₆ и MBF₄, где M - это Li, Na или K. Флюс может быть на основе лития и/или магния и/или может содержать M'F₂, где M' означает ионы двухвалентного металла.

Согласно еще одному аспекту настоящего изобретения предусмотрено устройство для получения армированного керамикой металлического композиционного материала, содержащее герметичную реакционную камеру, размещенную в печи, и средство для создания внутри камеры инертной атмосферы, по существу, не содержащей кислорода и влаги. Средство для создания инертной атмосферы, предпочтительнее, содержит источник инертного газа, по существу, не содержащего кислорода и влаги. Реакционная камера, предпочтительнее, включает медный реакционный сосуд.

Далее описаны только в качестве примеров варианты настоящего изобретения со ссылкой на приложенные чертежи, на которых: фиг. 1 является видом в поперечном сечении примера водоохлаждаемого медного тигля, обычно используемого для предпочтительной электрофлюсовой плавки и процесса переплавки; и фиг. 2a-2c являются микрофотографиями сразу же после разливки диборида титана, рассеянного в алюминиевых сплавах.

Должно быть понятно, что любые значения компонентов или диапазоны, приведенные в настоящем описании, могут быть изменены и/или расширены без потери необходимых эффектов, что должно быть очевидным для специалистов при прочтении данного исследования.

Микроструктура литых металлических композиционных материалов, описанная в настоящем описании, может быть получена путем использования любой подходящей плавки с контролируемой атмосферой (не содержащей кислорода, азота и влаги), что становится очевидным из данного исследования. Это может быть осуществлено, например, в регулируемой атмосфере печи с газовым отоплением или индукционной печи с продувкой газообразным аргоном или аргоном/H₂ для поддержания атмосферы с относительно низким содержанием кислорода, азота и влаги в плавильном сосуде. В настоящем исследовании были применены способы и индуктивного, и резистивного нагрева. Фиг. 2a и 2b относятся к Al-Li и Al-Mg-Zr матрице, соответственно, тогда как на фиг.2c показана микроструктура экзогенно рассеянных частиц TiB₂ в сплаве Al-4,5% вес. Cu. Дисперсия диборида титана в границах расплавленного алюминиевого сплава была достигнута путем применения следующих этапов. Процедуру проводили и для загрузки расплава алюминиевого сплава в 20 грамм и в 1 кг.

а) Несколько типов алюминиевых сплавов, а именно с заводской серией 1xxx, Al-Li (0-5% вес.), Al-Cu (0-5% вес.), Al-Mg (0-8% вес.) и Al-Si (0-10% вес. ), плавили в атмосфере сухого аргона или газовой смеси аргон - 4% H₂. Изотерма обработки жидкого металла выбиралась между 700^oC и 1000^oC и могла быть заранее определена из температуры ликвидуса и известной температуры литья определенного состава сплава.

б) В то время пока плавили сплав определенного состава, порошок диборида титана смешивали с фторидным флюсом, а именно, криолитом (3MF, AlF₃, M: Li, Na и K). Флюс, смешанный с керамическим порошком, плавили с алюминиевым сплавом для проведения процесса дисперсии ex situ. С флюсом также добавляли дополнительное количество керамического порошка после полного расплавления сплава. Способ обеспечивает средство для регулирования объемной фракции дисперсионной фазы.

В технологии in situ дисперсию керамической фазы с помощью флюса осуществляли путем плавления различных алюминиевых сплавов и составов флюсов в атмосфере с низким кислородным потенциалом, за счет поддержания потока инертного газа, такого как Ar или газовая смесь Ar - 4% H₂, в плавильной камере. С другой стороны, показанное на фиг. 1 устройство может использоваться для непрерывного изготовления слитков металлических композиционных материалов. Тигель, предпочтительнее, выполнен водоохлаждаемым из меди.

в) После периода гомогенизации выше температуры плавления фаза сплава, которая может быть при температуре от 700 до 1000^oC в зависимости от состава сплава и флюса, жидкий металл с дисперсионной керамической фазой охлаждали либо путем заливки ее в форму, либо оставляя ее при температуре плавления для медленного охлаждения.

После разливки слитки проверяли для определения объемной фракции дисперсной фазы и полученных свойств металлических композиционных материалов. В описанном выше способе требуемую керамическую фазу смешивали с соответствующим флюсом, предпочтительнее, с фторидным флюсом, который, предпочтительнее, имеет ограниченную растворимость для окиси алюминия. Это изменяет межфазное натяжение между окисью алюминия и жидким металлом для обеспечения более благоприятного межфазного натяжения (s) между керамической фазой и металлом (т. е. s_Al/Cer < s_Al/Alumina) для достижения максимальной дисперсии. Условия межфазного натяжения оказывают влияние на технологические параметры и используемое оборудование. Первым и прежде всего изменяемым является общее содержание кислорода флюса, керамического порошка и металла, которое определяет кислородный потенциал для стабильности непроницаемого слоя окиси алюминия. Присутствие непроницаемого слоя окиси алюминия предотвращает дисперсию керамической фазы. Если в плавильном оборудовании присутствуют такие примеси, как водяной пар и CO₂, поверхность загрязнения керамического порошка кислородом возрастает, что приводит к слабой дисперсии керамической фазы в жидком металле. По этой причине используемый флюс и атмосфера, в которой процесс должен осуществляться, по существу, не должны содержать влагу и кислородосодержащие примеси, которые примесно детерминируют кислородный потенциал во флюсовой ванне и влияют на образование непроницаемого слоя окиси алюминия.

Предпочтительный флюс определяется как расплавленная фаза, которая служит следующим целям и, следовательно, способствует дисперсии керамической фазы. Он имеет следующие свойства: i) предпочтительнее, он должен проявлять растворимость для окиси алюминия с тем, чтобы кислород, присутствующий в виде окиси алюминия, можно было легко удалить с поверхности раздела флюс - расплав металла;
ii) он является фазой, которая также действует как резервуар для элементов, которые уменьшают поверхностную энергию расплава алюминия и алюминиевых сплавов. Эта фаза также действует как резервуар для реактивных элементов, например Li, Mg, Zr, которые могут легко растворяться в алюминиевом сплаве для получения новых сплавов;
iii) он является фазой, которая регулирует процесс образования центров кристаллизации керамической фазы, образующейся в результате восстановительной реакции между металлом и флюсом, определяемой уравнениями (2) - (4).

Флюс для процесса in situ является смесью M₂TiF₆ и MBF₄, где M - это Li, Na, K. В эту смесь также добавляют соединения M'F₂. Для нанометрового диапазона (50-100) нм дисперсии TiB₂ предпочтительными являются флюсы на основе лития. Для частиц TiB₂, более крупных, чем 100 нм, флюс должен быть комбинацией M'F₂ и смесей K₂TiF₆-KBF₄. Для получения новых сплавов, например Al-Li, Al-Mg и Al-Li-Mg, флюс должен содержать литий и магний.

Атмосфера плавки не должна содержать кислород и влагу для сведения к минимуму образования окиси алюминия. Также является предпочтительным, чтобы концентрация остаточного азота в инертной атмосфере была регулируемой для уменьшения опасности потери существенных компонентов в виде нитридов. Предпочтительный максимально допустимый предел суммарного содержания кислорода должен составлять менее чем 0,1 объемный процент в газовой фазе. Вне этого предела процесс дисперсии керамической фазы легко задерживается из-за присутствия непроницаемого слоя окиси алюминия.

Установлено, что улучшенные результаты могут быть получены при содержании влаги менее чем 5% по объему и содержании кислорода менее чем 5% по объему. Значительно лучшие результаты получают, когда содержание обоих, кислорода и влаги, составляет менее чем 1% по объему. Однако идеальные результаты могут быть получены для процесса in situ, когда суммарное содержание кислорода и влаги составляет менее чем 0,1% по объему; и для процесса ex situ, когда суммарное содержание кислорода и влаги составляет менее чем 0,5% по объему.

Результаты могут быть еще более улучшены путем обеспечения технологической атмосферы, не содержащей азота.

Смачиваемость между керамической фазой и металлическим алюминием также может быть улучшена посредством флюса, который реагирует с окисью алюминия с образованием комплекса оксифторида. Одним из таких флюсов является криолит, и в условиях атмосферы плавки он может растворять остаточные уровни окиси алюминия с поверхности раздела флюс - металл и поддерживать дисперсию экзогенных частиц TiB₂. Добавка криолита в качестве флюса поэтому улучшает дисперсию TiB₂. Было установлено, что дисперсия TiB₂ в присутствии либо водных, либо частично водных KBF₄ и K₂TiF₆, как видно из реакции (2), не очень поощряется, поскольку эти два фторида также поглощают значительное количество влаги и, следовательно, способствуют образованию окиси алюминия на поверхности раздела флюс-металл. В присутствии избытка кислорода фторидный флюс быстро насыщается окисью алюминия; тогда смесь уже не способна удалять любую образующуюся далее на поверхности раздела окись алюминия. Это снижение растворимости окиси алюминия в расплаве криолита в уровне техники ограничивается благодаря использованию воздуха в качестве технологической атмосферы. Дисперсия TiB₂, образующаяся в результате реакции фторидный флюс - металл, захватывается поверхностью раздела и остается в ней. Присутствие насыщенного окисью алюминия криолита поэтому замедляет дисперсию образующегося in situ TiB₂. Тенденция образования комплексного иона криолита с окисью алюминия и родственными фторидными флюсами быстро изменяет поверхностную энергию между окисью алюминия и металлическим алюминием. Суммарная концентрация влаги и связанных с кислородом примесей фторидного флюса, используемого для дисперсии, всегда должна быть меньше, чем ограниченная растворимость (растворимость насыщения) кислорода (в виде растворенной окиси алюминия) во флюсе. Если этот предел растворимости является низким для определенного типа фторидного флюса, происходит осаждение или выделение фазы окиси алюминия в виде межфазного барьера между металлом и расплавом флюса. Этот тонкий слой окиси алюминия неблагоприятно воздействует на перенос и дисперсию TiB₂ в расплавах алюминиевых сплавов.

Составы флюсов, используемых для дисперсии TiB₂ посредством технологий in situ и ex situ, являются уникальными. Установлено, что в каждом случае составы флюсов являются выгодными для процесса дисперсии. В частности, присутствие во флюсе ионов Li, Mg и Zr является предпочтительным для способствования дисперсии TiB₂ в алюминиевых сплавах. Модифицирующие поверхностную энергию фазы сплава элементы (например, Li, Mg, Pb, Bi, Zr и Fe) вводятся во флюс в качестве важнейших составляющих. Для дисперсии TiB₂ могут быть использованы один из следующих типов флюсов:
галидный (фторид плюс хлорид) флюс
оксидный флюс
смесь оксидного и галидного флюсов
Технологическая атмосфера должна быть сухой и инертной, как оговорено выше. Состав флюса с галидами и оксидами будет давать результаты в смысле снижения поверхностной энергии расплава алюминия и сплавов, аналогичные тем результатам, которые наблюдались для фторидов. Снижение поверхностной энергии фазы сплава является одной из важнейших ролей флюса в способствовании процессу дисперсии. Снижение поверхностной энергии расплава алюминия и его сплавов благоприятствует условиям для создания центров кристаллизации фазы TiB₂ посредством процесса in situ, которые в противном случае являются недостижимыми, если кислородный потенциал в плавильной камере не регулируется.

Микроструктура литых композиционных материалов, полученных посредством процесса ex situ может быть изменена путем использования составов флюса, которые снижают поверхностную энергию металлической фазы. С этой точки зрения использование флюсов на основе лития и магния будет способствовать дисперсии ex situ TiB₂. Ожидается, что присутствие Zr во флюсе производит эффект, подобный тому эффекту, который имеет место в процессе in situ со сплавом Al - 8% Mg - 1% Zr.

Смачиваемость керамической фазы алюминиевым сплавом также определяет критерии выбора материала для тигля. Графит является загрязняющим материалом для расплава алюминиевого сплава, и флюс является единственно пригодным для обеспечения дисперсии, предпочтительнее на поверхности металла. Она возрастает благодаря более низкому значению , чем значение в присутствии расплавленного криолита. Поэтому дисперсия керамики была достигнута только на поверхности слитка сплава при всех температурах. До сих пор заявитель не обнаружил никакого другого фторидного флюса, который обеспечивает обширную дисперсию во всем объеме металла в то время, пока он находится внутри графитового тигля, несмотря на тот факт, что графит является кислородным геттером и должен подавлять образование окиси алюминия. Его роль в снижении парциального давления кислорода путем образования CO₂ или газообразного CO можно легко оценить из термодинамических соображений. Удаление межфазного кислорода, следовательно, будет воздействовать на межфазное натяжение, которое затем снижается в пользу поверхностной дисперсии TiB₂ на поверхности раздела металл - тигель, поскольку ниже, чем .

Использование окиси алюминия в качестве материала тигля с криолитом в качестве флюса является выгодным. Оно основано на принципах межфазной или граничной энергии, описанных выше. При использовании окиси алюминия в качестве материала для тигля можно наблюдать значительное улучшение в дисперсии керамики в расплаве алюминия. Причиной этого является то, что s_{окись алюминия/криолит} преобладает в области границы стенки тигля-флюс, вследствие чего межфазное натяжение между искусственно увеличивается. Это увеличение различия поверхностной энергии между s_{окись алюминия/флюс} и поощряет поверхностно-индуцированную миграцию TiB₂ от границы окись алюминия/флюс/TiB₂ вблизи стенки тигля к энергетически более выгодной границе Al/TiB₂ в объеме металла.

Понятие межфазной энергии между керамической и металлической фазами было разработано авторами, исходя из первого принципа, который призывает теорию межфазного сцепления. Все легирующие элементы, которые снижают поверхностную энергию расплавленного алюминия, способствуют процессу дисперсии. Этот фактор обеспечивает возможность создания сплавов, которые должны дать широкий диапазон микроструктур дисперсной фазы в матрице из алюминиевого сплава. Присутствие некоторых легирующих элементов, таких как Li, Mg, Zr, Bi, Pb, Fe и Ti, обеспечивает более высокую дисперсию TiB₂ в алюминиевых сплавах. Однако медь и кремний значительно не изменяют поверхностное натяжение жидкого алюминия в сравнении с Li, Mg и Zr. Присутствие легирующего элемента также причастно к выбору материала матрицы для обеспечения более высокого значения конкретного модуля. По этой причине авторы отдельно отобрали сплавы Al-Mg и Al-Li в качестве материалов матрицы с низкой плотностью. На основе снижения межфазной энергии благодаря присутствию легирующего элемента также было продемонстрировано, что сплав Al-Cu в качестве материала матрицы является менее эффективным материалом матрицы, чем система Al-Mg. С этой точки зрения установлено, что присутствие Li в жидком алюминии является более эффективным для достижения высокого объема дисперсии TiB₂. Модифицирующие поверхностную энергию элементы могут быть введены в процесс плавки либо посредством флюса, либо через металл. Присутствие Zr способствует морфологическим изменениям, и укрупнение частиц TiB₂, образованного in situ посредством реакций (1)-(4), продолжается после образования центров кристаллизации. Ожидается, что Cr, Hf и другие элементы, образующие бориды, производят аналогичные эффекты. Тенденция образования внешних граней кристаллов TiB₂ наблюдается в присутствии Zr в качестве легирующего элемента в Al-сплавах.

Дисперсия диборида титана (TiB₂) также достигается путем использования флюса из смеси фторидов на основе KBF₄, LiBF₄, K₂TiF₆ и Li₂TiF₆ и KF, MgF₂, LiF и ее вариантов. Присутствие лития в расплаве фторидного флюса (или в металле, или в обеих фазах) может обеспечить обильное образование центров кристаллизации очень тонкодисперсной керамической фазы TiB₂ в расплаве алюминиевого сплава. Пример этого показан на фиг. 2a. Более того, эта концепция, основанная на понятии или условии поверхностной энергии, также ведет к улучшению растворения легирующих элементов, таких как литий, магний и кальций, в расплаве алюминия, которые не могут легко растворяться в элементарных формах. Алюмотермическое восстановление с помощью флюса также является новым способом получения сплавов Al-Li, Al-Mg, Al-Li-Mg и их композиционных материалов.

Технология растворения содействующего флюсу легирующего элемента (как выяснилось из экспериментов авторов по дисперсии керамики), использующая два типа флюсовых смесей, а именно, (K₂TiF₆-KBF₄): 97% вес. и 3% вес. LiF и { K₂TiF₆, KBF₄} _0,8-{ Li₂TiF₆ - LiBF₄}_0,2, имеет выход 0,45% вес. и 4,5% вес. Li, соответственно, в расплав коммерчески чистого алюминия. Химический анализ проводили на затвердевшем слитке после тщательной очистки поверхности слитка от флюса. Этот способ обеспечения высокой концентрации растворенных Li и Mg в коммерческих алюминиевых сплавах является особенно привлекательным для производства сплавов с широким диапазоном составов для конструкционных применений. Присутствие фторидного флюса особенно снижает захватывание сплавом Al-Li газообразного водорода, которое, как известно, является главной проблемой при изготовлении бездефектных отливок алюминий-литиевого сплава.

В предпочтительном процессе дисперсии с фторидным флюсом поверхностно-активные легирующие элементы, такие как Li и Mg, также способствуют модифицированию морфологии, полученной in situ керамической фазы TiB₂. Результаты авторов показали, что присутствие Mg и Zr в фазе сплава ведет к росту ограненных кристаллов TiB₂, равномерно рассеянных в алюминиевом сплаве. Расслоение TiB₂ на границе зерна уменьшается до минимума в присутствии Mg, в противоположность присутствию меди. На фиг. 2a показана микрофотография TiB₂, диспергированного в сплаве Al-4,5% вес. Li, используя технологию дисперсии in situ. Состав флюса был 80% вес. стехиометрической смеси (K₂TiF₆ + KBF₄) и 20% вес. стехиометрической смеси (Li₂TiF₆ + LiBF₄). По всему слитку образовались и рассеялись скопления TiB₂ субмикронных размеров. В этих скоплениях размер частиц TiB₂ составлял от 50 до 100 нм. Микронная полоса на фиг. 2a приведена для того, чтобы можно было сравнить размер скоплений кристаллитов TiB₂. На фиг. 2b показана обширная дисперсия TiB₂ фасеточной или граненой формы в сплаве (Al-Mg) (8% вес.) - Zr (1% вес.) при использовании технологии in situ. В качестве флюса использовали 100% вес. K₂TiF₆ - KBF₄. Фиг. 2c является примером дисперсии TiB₂ посредством технологии ex situ в сплаве Al-4,5% вес. Cu. Частицы TiB₂ были экзогенно рассеяны в натриевом криолитовом флюсе.

С другой стороны, присутствие лития увеличивает образование центров кристаллизации TiB₂, при этом образуются частицы субмикронного размера (50 нм < f < 500 нм). При разработке металлических композиционных материалов на основе алюминиевых сплавов очень рекомендуется объединенное действие присутствия лития и магния в фазе сплава для морфологического конструирования. Это может быть осуществлено путем смешивания литиевых и магниевых фторидных флюсов. Размер и распределение размеров частиц диборида титана, образованных in situ, также зависят от относительных пропорций фторбората (MBF₄) и фтортитаната (M₂TiF₆) и фторидов (M'F_x). Здесь M обозначает элементы Li, Na и K в комплексе фторидов, тогда как M' обозначает ионы Mg, Ca, K, Li и Na.

Приведенные выше принципы могут быть приспособлены и применены к широкому диапазону дисперсии керамической фазы и в алюминиевой матрице, и в матрице из алюминиевого сплава. Для достижения более высоких объемных фракций керамической дисперсии в металлической матрице разработаны следующие способы:
a) Дисперсия керамической фазы в расплаве металла достигается путем использования соответствующего фторидного флюса. Это может быть криолит или любой другой фторидный или нефторидный флюс, который удовлетворяет указанным выше условиям поверхностного натяжения. Плавление матричного сплава может осуществляться с использованием индукционной катушки, или печи с газовым обогревом, или в муфельной печи, или в установке электрошлакового переплава, как показано на Фиг. 1. Либо после плавления алюминия, либо в процессе плавления алюминия дисперсия может быть инициирована путем использования соответствующего флюса, пока условия для поддержания парциального давления кислорода и межфазного натяжения являются подходящими. После диспергирования керамической фазы двухфазная смесь керамики с металлом может быть разлита с приданием подходящей геометрической формы, используя любые промышленные способы литья, например кокильное литье, литье с давлением или литье в песочную форму. Дисперсия также может быть получена посредством расплава K₂TiF₆ и KBF₄ или любых других фторидных флюсовых смесей, описанных выше, с экзогенным TiB₂ в качестве промотирующей образование центров кристаллизации фазы.

b) Электродуговая плавка с прямым нагревом, использующая полый алюминиевый электрод, может быть приспособлена для создания объема металла и флюса в водоохлаждаемом медном тигле. Пример показан на фиг. 1. В этом способе могут быть использованы преимущества направленно отвержденной микроструктуры. Согласно фиг.1 показанное устройство содержит источник питания 1, соединенный с полым электродом, в этом случае алюминиевым или из алюминиевого сплава, и с водоохлаждаемой медной плитой 5. Водоохлаждаемый медный тигель 3 поддерживается на графитовой плите 4, которая, в конечном счете, опирается на медную плиту 5. Газообразный аргон подается в тигель 3 посредством питающей трубы 6. Жидкая металло- керамическая смесь 8 и расплавленный флюс 9 подаются в медный тигель, в котором находится затвердевший слиток 7. Тигель 3 сконструирован таким образом, что внутри него посредством источника атмосферы можно создавать атмосферу, по существу, не содержащую кислорода, влаги и, предпочтительнее, азота. Поэтому можно сказать, что устройство содержит средство для обеспечения реакционной атмосферы, по существу, не содержащей кислорода, влаги и, предпочтительнее, азота.

Предложенный способ сходен со способом электрошлакового рафинирования или переплава, разработанным для обработки высокотемпературных сплавов. Флюс и керамическая фаза могут быть инжектированы в расплав металла через полые расходуемые электроды из алюминиевого сплава. Инжектирование керамики в металлическую фазу должно гарантировать равномерное распределение частиц. Двумя главными преимуществами процесса являются: 1) регулирование объемной фракции керамики и 2) направленно отвержденная структура. Авторы также ожидают более высокой объемной производительности, чем в процессе распыления-формования, за счет использования этой технологии при сравнимой стоимости готового продукта.

с) Диспергирование in situ и ex situ керамической фазы в алюминиевый сплав сопутственно может быть обеспечено посредством смеси криолит/фторид кальция/Ca или металлический Mg/TiB₂ в расплавленном состоянии. Альтернативно фаза сплава Al - богатого Mg или Al - богатого Ca или Al-Li может быть расплавлена с вышеназванными составами флюсов (криолит, смешанный с KBF₄/K₂TiF₆ или любой другой вариацией CaF₂/криолит и фторборат калия, лития, магния/титанатного флюса) и TiB₂ для достижения высокой объемной фракции дисперсии.

Устройство, изображенное на фиг. 1, является гибким в изготовлении большого разнообразия металлических композиционных материалов из металлических сплавов. В этом устройстве атмосфера в процессе плавления может регулироваться путем пропускания инертного газа с различной степенью чистоты. Флюс может расплавляться путем зажигания дуги между расходуемым алюминиевым электродом, который может быть и может не быть полым, и медным металлическим (водоохлаждаемым) электродом основания. Дуга производит расплав алюминия и флюса. Флюс также может подаваться через полый электрод, когда условия плавки стабилизировались, т.е. достаточный объем металла и флюса находятся в физическом контакте. Дополнительный твердый или расплавленный флюс может периодически подаваться для обеспечения равномерного объемного процента TiB₂ в матрице. Матрица направленно отверждается путем отвода тепла от дна слитка при контактировании с плитой основания. После периода образования дуги материал плавится под резистентным нагревом, как и в процессе электрошлакового рафинирования. Объемный процент керамической фазы может изменяться от одной операции до другой операции или по длине слитка путем регулирования объема диборида титана (для процесса ex situ или титана и бора для процесса in situ).

Для специалистов очевидно, что в способе ex situ размер частиц дисперсии TiB₂ зависит от размера частиц, добавляемых через флюс. С другой стороны, в технологии in situ размер частиц дисперсии TiB₂ определяется манипулированием сплава и флюса. В обоих способах достигается, по существу, равномерное распределение TiB₂.

Предпочтительный способ имеет следующие преимущества:
a) Может быть получена дисперсия TiB₂ в матрице алюминиевого сплава, а именно, 1xxx сплава (Al-4% вес. Cu), (Al-Mg) и Al-Li. Достигаемый максимальный объемный процент превышает 50% по объему.

b) Обе технологии и in situ, и ex situ могут осуществляться одновременно для изготовления металлических композиционных материалов. Так, технология электрошлакового переплава, использующая полый электрод из алюминиевого сплава, даст новую технологию непрерывного производства слитков металлических композиционных материалов с механизмом регулирования морфологии керамической фазы и их фазового объема в расплаве алюминиевых сплавов.

c) Для изготовления ряда Al - TiB₂ со сконструированной микроструктурой может использоваться общепринятое для литья алюминиевых сплавов плавильное и литейное оборудование.

Продукты, такие как металлические композиционные материалы, полученные путем пропитки описанных флюсов расплавом алюминия и алюминиевых сплавов, могут иметь:
размер дисперсии TiB₂ в сплаве матрицы от микрона до нанометра,
объемный процент керамических фаз, находящихся и пределах от 0% до 60%,
литые структуры и с широким, и с узким распределением размеров частиц армирующей фазы TiB₂,
продукты, полученные посредством процесса ex situ, могут иметь более крупнозернистую структуру, чем при процессе in situ; минимальный размер частиц TiB₂ составляет менее чем 5 мк,
продукты, полученные посредством процесса in situ с использованием сплава Al-Mg-Zr, имеют однородный размер TiB₂, который гомогенно распределен в матрице,
продукты, полученные из Li-содержащего флюса, могут иметь ультратонкую микроструктуру (< 100 nm) TiB₂ в матрице алюминиевого сплава,
продукт, такой как сплавы Al-Li, Al-Mg и Al-Li-Mg Li, может изготавливаться посредством пропитки расплавленного алюминия составами флюсов, содержащих Li, Mg и Li-Mg.

Некоторые применения диборида титана, полученного описанными выше способами, приведены ниже.

a) Прутки из модифицированной лигатуры с небольшим объемным процентом TiB₂, составляющим менее чем 5 объемн.%, могут непосредственно использоваться в DC-литье (прямой разливке). Размер TiB₂ может регулироваться в модификаторе для подавления осаждения высокоплотного TiB₂ в ванне расплава алюминия, в результате чего снижается преждевременное затухание воздействия модификатора. Присутствие сверхчистого TiB₂ в алюминиевом сплаве исключит необходимость добавления модификатора в миксер перед разливкой.

b) Посредством описанной выше технологии литья могут быть изготовлены разнообразные металлические композиционные материалы на основе алюминиевых сплавов для автомобильного и аэрокосмического применения. Это могут быть металлические композиционные материалы на основе легких сплавов (например, Al- Li/TiB₂) для конструкций шасси и фюзеляжей в гражданской авиации. Размер TiB₂ может быть уменьшен до менее 100 нм для того, чтобы воспользоваться эффективным взаимодействием дислокаций. Небольшой размер частиц TiB₂ также будет определять верхний предел объемной фракции фазы TiB₂, которая может быть очень низкой и составлять 2-3% по объему. При такой низкой объемной фракции керамической фазы удельная прочность и модуль будут поддерживаться на уровне высоких значений благодаря субмикронным характеристикам, таким как эффективное взаимодействие дислокаций и когерентная граница матрица/керамическая фаза. Небольшой верхний предел объемной фракции частиц TiB₂ в матрице из алюминиевого сплава также будет способствовать процессу сложного формообразования.

c) Для автомобильных применений могут быть отлиты с использованием общепринятого литейного оборудования вкладыши цилиндров, клапаны и тормозные диски. Все они требуют сочетания высокой теплопроводности, высокотемпературной прочности и ударной вязкости. Термическое рассогласование в Al/TiB₂ композиционных материалах значительно меньше, чем в Al/SiC вследствие меньшей разницы коэффициентов термического расширения между Al и TiB₂, чем в Al-SiC.

d) Сплавы алюминий - литий, Al-Mg и Al-Li-Mg могут быть образованы посредством этой технологии путем пропитки металла фторидным флюсом для снижения растворимости водорода в расплавленном сплаве.

e) Металлические композиционные материалы с высоким объемным процентом содержания TiB₂ также могут использоваться для силовых передающих кабелей. TiB₂ имеет сравнительно более высокую электропроводность, чем окись алюминия или SiC.

f) Металлические композиционные материалы с высоким содержанием TiB₂ также используются в области трибологии. Например, детали высокоскоростного насоса для сброса морской воды могут быть изготовлены из описанных выше металлических композиционных материалов. Эти материалы также могут использоваться для тормозных колодок высокоскоростных и среднескоростных поездов.

Описание патента Великобритании N 9506640.3, приоритетного для заявленной формулы изобретения и кратко изложенного в настоящем описании, приведено для справки.

Формула изобретения

1. Способ изготовления металлического композиционного материала на основе алюминиевого сплава, армированного керамикой, включающий объединение расплава алюминиевого сплава с расплавом флюса в инертной атмосфере, отличающийся тем, что керамическую фазу предварительно смешивают с флюсом для снижения парциального давления кислорода и проводят плавление смеси в инертной атмосфере совместно со сплавом на основе алюминия для диспергирования в нем керамической фазы.

2. Способ по п.1, отличающийся тем, что инертная атмосфера, по существу, свободна от азота.

3. Способ по любому из пп.1 или 2, отличающийся тем, что суммарное содержание кислорода и влаги в атмосфере составляет менее чем 0,5 об.%.

4. Способ по любому из пп.1, 2 или 3 отличающийся тем, что суммарное содержание кислорода и влаги в атмосфере составляет менее чем 0,1 об.%.

5. Способ по п.1, отличающийся тем, что керамическая фаза содержит диборид титана.

6. Способ по любому из пп.1 - 5, отличающийся тем, что флюс содержит в качестве восстановителя порошок металлического кальция или магния.

7. Способ по любому из пп.1 - 6, отличающийся тем, что в качестве флюса используют фторидный флюс, содержащий оксид алюминия в качестве источника растворимого кислорода.

8. Способ по п.7, отличающийся тем, что в качестве фторидного флюса используют криолит, образованный либо после реакции Li₂TiF₆ и LiBF₄ или других щелочных или щелочноземельных металлов или фторидов, либо добавленных в виде флюса при плавлении алюминия.

9. Способ по п.7, отличающийся тем, что используют сплав на основе алюминия, содержащий магний, дополнительно вводят цирконий или гафний или хром.

10. Способ по любому из предшествующих пп.1 - 9, отличающийся тем, что флюс восстанавливают растворенным кальцием или магнием.

11. Способ по п.10, отличающийся тем, что в качестве алюминиевого сплава используют сплав, выбранный из группы, включающей сплав алюминий-литий, содержащий литий до 5 вес.%, сплав алюминий-медь, содержащий медь до 5 вес.%, сплав алюминий-магний, содержащий магний до 8 вес.%, сплав алюминий-кремний, содержащий кремний до 10 вес.% и сплав заводской серии 1ххх.

12. Способ по любому из пп.1 - 11, отличающийся тем, что алюминиевый сплав расплавляют в атмосфере газообразного аргона или смеси аргона и водорода.

13. Способ по любому из пп.1 - 12, отличающийся тем, что температуру плавления выбирают в интервале от температуры ликвидуса до температуры плавления сплава определенного состава.

14. Способ по п.13, отличающийся тем, что температуру плавления выбирают в интервале 700 - 1000^oC.

15. Способ по любому из пп.1 - 14, отличающийся тем, что дополнительное количество керамической фазы вводят вместе с флюсом после полного расплавления алюминиевого сплава.

16. Способ по п.15, отличающийся тем, что керамическую фазу вводят путем инжектирования в расплав металла через полый электрод.

17. Способ по любому из пп.1 - 16, отличающийся тем, что после периода гомогенизации выше температуры плавления жидкий расплав совместно с диспергированной керамической фазой охлаждают путем заливки его в форму или вместе с плавильной камерой путем медленного охлаждения.

18. Способ по любому из пп.1 - 17, отличающийся тем, что в качестве плавильной камеры используют камеру, выполненную из окиси алюминия, из графита или меди.

19. Способ по любому из пп.1 - 18, отличающийся тем, что плавление сплава осуществляют, используя катушку индуктивности, печь с газовым обогревом или муфельную печь.

20. Способ по любому из пп.1 - 19, отличающийся тем, что расплав сплава и флюса получают методом дуговой плавки с прямым нагревом, используя полый электрод из алюминия или алюминиевого сплава.

21. Способ по любому из пп.1 - 20, отличающийся тем, что для диспергирования керамической фазы в смесь вводят литий.

22. Флюс для формирования металлического композиционного материала на основе алюминиевого сплава, армированного керамикой, отличающийся тем, что в качестве основы он содержит литий или магний.

РИСУНКИ

Рисунок 1, Рисунок 2, Рисунок 3